(57)【要約】  この高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０８〜２．１％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、酸可溶Ａｌ：０．００４％超かつ２．０％以下、酸可溶Ｔｉ：０．０００１〜０．２０％、Ｃｅ、Ｌａから選択される少なくとも１種の合計：０．００１〜０．０４％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｃｅ、Ｌａ、酸可溶Ａｌ及びＳの質量％を、それぞれ、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］と定義した場合に、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．２５、かつ、０．４≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］≦５０を満たし、鋼組織が、面積率で１〜５０％のマルテンサイトを含む。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０８〜２．１％、
Ｍｎ：０．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、
酸可溶Ａｌ：０．００４％超かつ２．０％以下、
酸可溶Ｔｉ：０．０００１〜０．２０％、
Ｃｅ、Ｌａから選択される少なくとも１種の合計：０．００１〜０．０４％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
Ｃｅ、Ｌａ、酸可溶Ａｌ及びＳの質量％を、それぞれ、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］と定義した場合に、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．２５、かつ、０．４≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］≦５０を満たし、
鋼組織が、面積率で１〜５０％のマルテンサイトを含む
ことを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｍｏ：０．００１〜１．０％、
Ｃｒ：０．００１〜２．０％、
Ｎｉ：０．００１〜２．０％、
Ｃｕ：０．００１〜２．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２％、
Ｖ：０．００１〜１．０％、
Ｗ：０．００１〜１．０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．２％、
Ｓｃ及びＰｒからＬｕまでのランタノイドから選択される少なくとも１種の合計：０．０００１〜０．１％、
Ａｓ：０．０００１〜０．５％、
Ｃｏ：０．０００１〜１．０％、
Ｓｎ：０．０００１〜０．２％、
Ｐｂ：０．０００１〜０．２％、
Ｙ：０．０００１〜０．２％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．２％
からなる群から選択される少なくとも一種をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
酸可溶Ｔｉが、０．０００１％以上かつ０．００８％未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
酸可溶Ｔｉが、０．００８〜０．２０％であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．１５を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項６】
［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．１０を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項７】
酸可溶Ａｌが、０．０１％超かつ２．０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項８】
前記鋼組織では、円相当直径０．５〜２μｍの介在物の個数密度が１５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項９】
前記鋼組織では、円相当直径１．０μｍ以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１０】
前記鋼組織中では、円相当直径１．０μｍ以上の介在物のうち、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物の個数割合が、１０％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１１】
前記鋼組織中では、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物の体積個数密度が、１．０×１０４個／ｍｍ３以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１２】
前記鋼組織中では、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物の体積個数密度が、１．０×１０３個／ｍｍ３以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１３】
前記鋼組織中には、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物が存在し、この延伸介在物の平均円相当直径が、１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１４】
前記鋼組織中には、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物が存在し、この介在物が、平均組成でＣｅ、Ｌａの少なくとも１種を合計で０．５〜９５質量％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１５】
前記鋼組織の平均結晶粒径が、１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１６】
前記鋼組織中に含まれるマルテンサイトの最大硬度が、６００Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１７】
板厚が、０．５〜２０ｍｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１８】
少なくとも片面に、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をさらに有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１９】
請求項１または２に記載の化学成分を有する溶鋼を連続鋳造してスラブに加工する第１の工程と；
前記スラブに対して、８５０℃以上かつ９７０℃以下の仕上温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する第２の工程と；
前記鋼板を、６５０℃以下の冷却制御温度まで１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却後、３００℃以上かつ６５０℃以下の巻取り温度で巻き取る第３の工程と；
を含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【請求項２０】
前記第３の工程では、前記冷却制御温度が４５０℃以下であり、前記巻取り温度が３００℃以上かつ４５０℃以下であり、熱延鋼板を作製することを特徴とする請求項１９に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項２１】
前記第３の工程の後に、前記鋼板を酸洗し、前記鋼板に対して４０％以上の圧下率で冷間圧延を施す第４の工程と；
前記鋼板を、７５０〜９００℃以下の最高温度で焼鈍する第５の工程と；
前記鋼板を、０．１〜２００℃／秒の平均冷却速度で４５０℃以下に冷却する第６の工程と；
前記鋼板を、３００℃以上かつ４５０℃以下の温度域で１〜１０００秒保持して冷延鋼板を作製する第７の工程と； 
をさらに含むことを特徴とする請求項１９に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項２２】
前記熱延鋼板または前記冷延鋼板の少なくとも片面に、亜鉛めっきまたは合金化亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項２０または２１に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項２３】
前記第１の工程の後かつ前記第２の工程の前のスラブを、１１００℃以上に再加熱することを特徴とする請求項１９に記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主としてプレス加工されて使用される自動車等の足回り部品及び構造材料に好適な、穴拡げ性と延性とに優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１０年５月１０日に、日本に出願された特願２０１０−１０８４３１号と２０１０年６月１１日に、日本に出願された特願２０１０−１３３７０９号とに基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の車体構造に使用される鋼板には、高いプレス加工性と強度とが要求される。プレス加工性と高強度とを兼備した高強度鋼板として、フェライト−マルテンサイト組織からなる鋼板、フェライト−ベイナイト組織からなる鋼板、組織中に残留オーステナイトを含有する鋼板などが知られている。【０００３】
以上のような複合組織鋼板は、例えば、特許文献１〜３に開示されている。しかしながら、今日の自動車のさらなる軽量化、部品の複雑形状化の要求に対応するためには、従来よりも高い穴拡げ性を有する複合組織鋼板が要求されている。【０００４】
フェライト地にマルテンサイトを分散させた複合組織鋼板は、低降伏比で引張り強度が高く、伸び特性に優れている。しかし、この複合組織鋼板は、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、この界面から割れが発生しやすいので、穴拡げ性に劣るという欠点があった。【０００５】
これに対して、特許文献４には、最近のホイール及び足廻り部材の材料に要求される優れた穴拡げ性を有する高強度熱延鋼板が開示されている。特許文献４では、できるだけ鋼板中のＣを減らすことにより、ベイナイトが主な組織である鋼板中に、固溶強化又は析出強化されたフェライト組織を適切な体積比率で含有させ、これらフェライトとベイナイトとの硬度差を小さくし、粗大な炭化物の生成を防止している。【０００６】
また、特許文献５及び特許文献６には、鋳片中に存在するＭｎＳ系の粗大な介在物をＭｎＳを含む微細な球状介在物として鋼板中に分散析出させることにより、疲労特性を劣化させずに穴拡げ性に優れた高強度鋼板を提供する方法が開示されている。特許文献５では、Ａｌを実質的に添加することなくＣｅ、Ｌａの添加により脱酸を行い、この脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上に微細なＭｎＳを析出させている。この技術では、圧延時にＭｎＳが延伸しないため、このＭｎＳが割れ発生の起点や亀裂伝播の経路になりにくく、穴拡げ性を向上させることができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】日本国特開平６−１２８６８８号公報
【特許文献２】日本国特開２０００−３１９７５６号公報
【特許文献３】日本国特開２００５−１２０４３６号公報
【特許文献４】日本国特開２００１−２００３３１号公報
【特許文献５】日本国特開２００７−１４６２８０号公報
【特許文献６】日本国特開２００８−２７４３３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献４に開示されているような、ベイナイト主体の組織を有し、粗大な炭化物の生成が抑制された高強度熱延鋼板は、優れた穴拡げ性を示すが、フェライト−マルテンサイト組織主体の鋼板に比べてその延性が劣っている。また、粗大な炭化物の生成を抑制しただけでは、厳しい穴拡げ加工を行った場合に亀裂の発生を防止することは難しい。【０００９】
本発明者らの研究によれば、これらの原因は、鋼板中のＭｎＳ主体の延伸した硫化物系介在物であることが分かった。鋼板が繰り返し変形を受けると、鋼板の表層又はその近傍に存在する延伸した粗大なＭｎＳ系介在物の周辺に内部欠陥が発生し、この内部欠陥が亀裂として伝播して、疲労特性が劣化する。また、延伸した粗大なＭｎＳ系介在物は、穴拡げ加工時の割れ発生の起点になりやすい。【００１０】
このため、鋼中のＭｎＳ系介在物を、できる限り延伸させず、微細球状化することが望ましい。【００１１】
しかしながら、Ｍｎは、ＣやＳｉとともに材料の強度を高める元素であるので、高強度鋼板では強度を確保するため、Ｍｎの濃度を高く設定するのが一般的である。さらに、二次精錬工程で脱Ｓの重処理を実施しなければ、鋼中に５０ｐｐｍ以上のＳが含まれる。このため、通常、鋳片中にはＭｎＳが存在する。【００１２】
また、伸びフランジ性を向上させるために、可溶性Ｔｉの濃度を高めると、この可溶性Ｔｉが粗大なＴｉＳ及びＭｎＳと一部化合して（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出する。
ＭｎＳ系介在物（以下では、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの３つの介在物を、便宜上「ＭｎＳ系介在物」と呼ぶ。）は、鋳片が熱間圧延及び冷間圧延されると変形しやすいため、延伸したＭｎＳ系介在物になり、穴拡げ性を低下させる原因になる。【００１３】
このような特許文献４に対して、特許文献５及び特許文献６では、鋳片中に微細なＭｎＳ系介在物を析出させ、このＭｎＳ系介在物を、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点になりにくい微細球状介在物として鋼板中に分散させるため、穴拡げ性に優れる熱延鋼板を製造することが可能である。【００１４】
しかしながら、特許文献５では、鋼板がベイナイト主体の組織を有するため、フェライト−マルテンサイト主体の組織を有する鋼板に比べて十分な延性を期待できない。また、硬度差の大きいフェライト−マルテンサイト主体の組織を有する鋼板においては、特許文献５及び特許文献６の技術を用いてＭｎＳ系介在物を微細に析出させたとしても、穴拡げ性があまり向上しなかった。【００１５】
本発明は、従来の問題点を解決するためになされ、穴拡げ性と延性とに優れた複合組織型の高強度鋼板及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
穴拡げ性は、組織の均一性に依存する特性であり、組織中の硬度差が大きいフェライト−マルテンサイト主体の複相鋼板においては、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、この界面から割れが発生しやすい。加えて、この穴拡げ性は、ＭｎＳなどが延伸した硫化物系介在物によっても大きく劣化する。【００１７】
本発明者らは、鋭意検討の結果、フェライト−マルテンサイト主体の複相鋼板中のマルテンサイト相（マルテンサイト）の硬度が高くなりすぎないように化学成分及び製造条件を調整し、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸を用いてＭｎＳ系介在物を微細に析出させることによって、フェライト−マルテンサイト主体の組織を有する鋼板においても著しく穴拡げ性を改善できることを見出し、この発明を完成させた。【００１８】
なお、ＴｉＮが微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物とともに複合析出してくる例も観察されたが、このような例は、穴拡げ性及び延性にほとんど影響しないことが確認された。
よって、本発明において、ＴｉＮを、ＭｎＳ系介在物の対象として考慮しない。【００１９】
本発明の要旨は、以下のとおりである。【００２０】
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０８〜２．１％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、酸可溶Ａｌ：０．００４％超かつ２．０％以下、酸可溶Ｔｉ：０．０００１〜０．２０％、Ｃｅ、Ｌａから選択される少なくとも１種の合計：０．００１〜０．０４％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｃｅ、Ｌａ、酸可溶Ａｌ及びＳの質量％を、それぞれ、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］と定義した場合に、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．２５、かつ、０．４≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］≦５０を満たし、鋼組織が、面積率で１〜５０％のマルテンサイトを含む。【００２１】
（２）上記（１）に記載の高強度鋼板が、質量％で、Ｍｏ：０．００１〜１．０％、Ｃｒ：０．００１〜２．０％、Ｎｉ：０．００１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．００１〜０．２％、Ｖ：０．００１〜１．０％、Ｗ：０．００１〜１．０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００１〜０．２％、Ｓｃ及びＰｒからＬｕまでのランタノイドから選択される少なくとも１種の合計：０．０００１〜０．１％、Ａｓ：０．０００１〜０．５％、Ｃｏ：０．０００１〜１．０％、Ｓｎ：０．０００１〜０．２％、Ｐｂ：０．０００１〜０．２％、Ｙ：０．０００１〜０．２％、Ｈｆ：０．０００１〜０．２％からなる群から選択される少なくとも一種をさらに含んでもよい。【００２２】
（３）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、酸可溶Ｔｉが、０．０００１％以上かつ０．００８％未満であってもよい。【００２３】
（４）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、酸可溶Ｔｉが、０．００８〜０．２０％であってもよい。【００２４】
（５）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．１５を満たしてもよい。【００２５】
（６）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．１０を満たしてもよい。【００２６】
（７）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、酸可溶Ａｌが、０．０１％超かつ２．０％以下であってもよい。【００２７】
（８）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の円相当直径０．５〜２μｍの介在物の個数密度が１５個／ｍｍ２以上であってもよい。【００２８】
（９）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の円相当直径１．０μｍ以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であってもよい。【００２９】
（１０）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の円相当直径１．０μｍ以上の介在物のうち、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物の個数割合が、１０％以上であってもよい。【００３０】
（１１）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物の体積個数密度が、１．０×１０４個／ｍｍ３以下であってもよい。【００３１】
（１２）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物の体積個数密度が、１．０×１０３個／ｍｍ３以上であってもよい。【００３２】
（１３）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中に、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物が存在し、この延伸介在物の平均円相当直径が、１０μｍ以下であってもよい。【００３３】
（１４）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中に、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物が存在し、この介在物が、平均組成でＣｅ、Ｌａの少なくとも１種を合計で０．５〜９５質量％含有してもよい。【００３４】
（１５）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織の平均結晶粒径が、１０μｍ以下であってもよい。【００３５】
（１６）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中に含まれるマルテンサイトの最大硬度が、６００Ｈｖ以下であってもよい。【００３６】
（１７）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、板厚が、０．５〜２０ｍｍであってもよい。【００３７】
（１８）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、少なくとも片面に、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をさらに有してもよい。【００３８】
（１９）本発明の一態様に係る高強度鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の化学成分を有する溶鋼を連続鋳造してスラブに加工する第１の工程と；前記スラブに対して、８５０℃以上かつ９７０℃以下の仕上温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する第２の工程と；前記鋼板を、６５０℃以下の冷却制御温度まで１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却後、３００℃以上かつ６５０℃未満の巻取り温度で巻き取る第３の工程と；を含む。【００３９】
（２０）上記（１９）に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記第３の工程について、前記冷却制御温度が４５０℃以下であり、前記巻取り温度が３００℃以上かつ４５０℃以下であり、熱延鋼板を作製してもよい。【００４０】
（２１）上記（１９）に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記第３の工程の後に、前記鋼板を酸洗し、前記鋼板に対して４０％以上の圧下率で冷間圧延を施す第４の工程と；前記鋼板を、７５０〜９００℃以下の最高温度で焼鈍する第５の工程と；前記鋼板を、０．１〜２００℃／秒の平均冷却速度で４５０℃以下に冷却する第６の工程と；前記鋼板を、３００℃以上かつ４５０℃以下の温度域で１〜１０００秒保持して冷延鋼板を作製する第７の工程と； をさらに含んでもよい。【００４１】
（２２）上記（２０）または（２１）に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記熱延鋼板または前記冷延鋼板の少なくとも片面に、亜鉛めっきまたは合金化亜鉛めっきを施してもよい。【００４２】
（２３）上記（１９）に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記第１の工程の後かつ前記第２の工程の前のスラブを、１１００℃以上に再加熱してもよい。
【発明の効果】
【００４３】
本発明によれば、Ａｌ脱酸とＣｅ、Ｌａの添加による脱酸とを制御することで、溶鋼の成分を安定的に調整することができ、粗大なアルミナ介在物の生成を抑制でき、微細なＭｎＳ系介在物として鋳片中に硫化物を析出させることができる。この微細なＭｎＳ系介在物は、微細な球状介在物として鋼板中に分散しており、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となりにくいので、穴拡げ性と延性とに優れた高強度鋼板を得ることができる。【００４４】
上記（１）に記載の高強度鋼板は、フェライト−マルテンサイト主体の複相鋼板であるので、延性に優れる。また、上記（１６）に記載の高強度鋼板は、マルテンサイト相の硬度を制御しているため、介在物の形態制御による穴拡げ性向上の効果をより高めることができる。さらに、上記（１９）に記載の高強度鋼板の製造方法では、微細なＭｎＳ系介在物が分散したフェライト−マルテンサイト主体の複相鋼板、すなわち、穴拡げ性と延性とに優れた高強度鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】マルテンサイト相の最大硬度と、穴拡げ性との関係を示す図である。
【図２】本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００４６】
以下、本発明の高強度鋼板について、詳細に説明する。以下、化学成分（化学組成）における質量％は、単に％と記載する。
【００４７】
まず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
【００４８】
Ａｌ脱酸を行いながら、種々の量（溶鋼中の化学組成）のＣｅ、Ｌａで脱酸を行い、鋼塊を製造した。この鋼塊を熱間圧延して、３ｍｍの熱延鋼板を製造した。さらに、この熱延鋼板を、酸洗後５０％の圧下率で冷間圧延し、種々の焼鈍条件で焼鈍して冷延鋼板を製造した。本発明者らは、この冷延鋼板を穴拡げ試験及び引張り試験に供し、鋼板中の介在物の個数密度、形態及び平均組成を調査した。
【００４９】
上記の実験の結果、Ｓｉを添加した後、Ａｌを添加し、その後、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を添加して脱酸した溶鋼では、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］、及び、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が所定の範囲にある場合に、急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下し、生成するＡｌ２Ｏ３の濃度が低くなり、穴拡げ性に優れる鋼板が得られることが分かった。ここで、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］、及び、［Ｓ］は、それぞれ、鋼に含有されるＣｅ、Ｌａ、酸可溶Ａｌ、及び、Ｓの質量％を表す（以下でも、この記載と同じ表現を使用する）。
【００５０】
Ｃｅ、Ｌａをどちらも添加しない冷延鋼板の穴拡げ値に対する、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を添加した冷延鋼板の穴拡げ値の増加量は、鋼板中のマルテンサイト相の硬度によって変化し、この硬度が小さいほど大きかった。
【００５１】
マルテンサイト相の最大硬度が６００Ｈｖ以下であれば、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を添加することにより、より明確に穴拡げ性が向上することを確認できた。マルテンサイト相の最大硬度は、荷重１０ｇｆの圧子を硬質相（フェライト相以外）部分に、無作為に５０回押し当てて得られたマイクロビッカース硬さの最大値である。
【００５２】
Ｃｅ、Ｌａをどちらも添加しない冷延鋼板（穴拡げ値を比較する鋼板）は、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を添加した冷延鋼板と同様の引張強度を有するように同一の条件で焼鈍された。この場合、Ｃｅ、Ｌａをどちらも添加しない冷延鋼板の均一伸びとＣｅ、Ｌａの１種又は２種を添加した冷延鋼板の均一伸びとが同等であり、Ｃｅ、Ｌａ添加による延性の劣化が見られないことを確認した。
【００５３】
なお、実質的にベイナイトからなる組織では、Ｃｅ、Ｌａ添加による穴拡げ性の向上量は大きいが、延性がフェライト−マルテンサイト主体の鋼板と比べて小さかった。
【００５４】
Ｃｅ、Ｌａ添加により穴拡げ性が向上した理由は、以下のように考えられる。
【００５５】
鋼塊を製造する際に溶鋼中にＳｉを添加するとＳｉＯ２介在物が生成するが、その後、Ａｌを添加することによりＳｉＯ２介在物はＳｉに還元される。Ａｌは、ＳｉＯ２介在物を還元するとともに、溶鋼中の溶存酸素を脱酸して、Ａｌ２Ｏ３系介在物を生成し、一部のＡｌ２Ｏ３系介在物は浮上分離により除去され、残りのＡｌ２Ｏ３系介在物は溶鋼中に残る。
【００５６】
その後、溶鋼中にＣｅ、Ｌａを添加すると、若干のＡｌ２Ｏ３が残るが、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３系介在物が還元分解されて、Ｃｅ、Ｌａによる脱酸によって微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、及び、ランタンオキシサルファイドが生成すると考えられる。
【００５７】
Ａｌ脱酸を上述の脱酸方法に基づいて適切に行うことにより、Ａｌ脱酸をほとんど行わない場合と同様に、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した、微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド上にＭｎＳを析出させることができる。その結果、圧延時に、析出したＭｎＳの変形を抑制することができるので、鋼板中の延伸した粗大なＭｎＳを著しく減少させることができ、穴拡げ性を向上させることができる。加えて、Ａｌ脱酸により溶鋼の酸素ポテンシャルをさらに低下させることもできるので、化学組成のばらつきを小さくすることができる。
【００５８】
同一の引張り強度及び均一伸びを持つ鋼板において、マルテンサイト相の硬度により穴拡げ性の向上量が変化する要因は、以下のように考えられる。
【００５９】
穴拡げ性は、鋼材の局部延性に大きな影響を受け、穴拡げ性に関する第一の支配因子は、組織間（ここでは、マルテンサイト相とフェライト相との間）の硬度差であると認識されている。穴拡げ性に関するその他の有力な支配因子として、ＭｎＳなどの非金属介在物の存在が挙げられ、介在物を起点としてボイドが発生し、このボイドが成長及び連結して、鋼材が破壊に至ることが多くの文献で報告されている。
【００６０】
したがって、マルテンサイト相の硬度が余りに高いと、Ｃｅ、Ｌａの添加により介在物の形態制御を行い、介在物に起因するボイドの発生を抑えたとしても、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、組織間の強度差によってボイドが発生し、鋼材が破壊することがある。
【００６１】
本発明者らは、熱延鋼板の場合には熱延後の冷却条件を、冷延鋼板の場合には焼鈍条件を適切に制御し、マルテンサイト相の硬度を低減すれば、介在物の形態制御によるボイド発生の抑制効果をより高めることができることを新たに知見した。また、本発明者らは、フェライト−マルテンサイト主体の組織中に所定量以上のマルテンサイトを確保し、Ｃｅ、Ｌａ添加により介在物の形態を制御することにより、延性と穴拡げ性とに優れた鋼板を得ることができることを知見した。
【００６２】
なお、溶鋼中に、Ａｌを添加した後、かつ、Ｃｅ、Ｌａを添加する前に、Ｔｉを添加することができる。この時点では、溶鋼中の酸素は、Ａｌで既に脱酸されているので、Ｔｉによる脱酸量は少ない。さらに、その後、溶鋼中に添加したＣｅ、Ｌａにより、Ａｌ２Ｏ３系介在物が還元分解され、微細なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド及びランタンオキシサルファイドを形成する。
【００６３】
以上のように、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａの添加による複合脱酸を行うと、若干のＡｌ２Ｏ３が残るが、微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、Ｔｉオキサイドが主に生成すると考えられる。
【００６４】
Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｌａの添加による複合脱酸において、Ａｌ脱酸を上述した脱酸方法に基づいて適切に行うと、Ａｌ脱酸をほとんど行わない場合と同様に、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｔｉオキサイド等の微細で硬質な酸化物又はセリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド等の微細で硬質なオキシサルファイド上に、ＭｎＳ、ＴｉＳ又は（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓを析出させることができる。その結果、溶鋼中にＴｉを所定量以上添加した場合、介在物に含まれる元素の種類が少し変化するが、ＭｎＳ系介在物の延伸を抑制するメカニズムは、Ｔｉをほとんど添加しない場合と同様であった。
【００６５】
これらの実験的検討から得られた知見に基づいて、本発明者らは、以下に説明するように、鋼板の化学組成、組織及び製造条件について検討を行った。まず、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板について説明する。
【００６６】
以下、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板における化学組成の限定理由について説明する。
【００６７】
Ｃは、鋼の焼入れ性と強度とを制御する最も基本的な元素であり、焼入れ硬化層の硬さ及び深さを高めて、疲労強度を向上させる。すなわち、Ｃは、鋼板の強度を確保するために必須の元素である。所望の高強度鋼板を得るために必要な残留オーステナイト及び低温変態相を生成するためには、Ｃの濃度が０．０３％以上である必要がある。Ｃの濃度が０．３０％を超えると、加工性及び溶接性が劣化する。このため、必要な強度を達成しつつ、加工性及び溶接性を確保するためには、Ｃの濃度が０．３０％以下である必要がある。強度と加工性とのバランスを考慮すると、Ｃの濃度は、０．０５〜０．２０％であることが好ましく、０．１０〜０．１５％であることがより好ましい。
【００６８】
Ｓｉは、主要な脱酸元素のひとつである。また、Ｓｉは、焼入れのための加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制して、焼入れによる硬化層の粒径を微細化する。また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制する。さらに、Ｓｉは、ベイナイト組織の生成に対しても有効であり、材料全体の強度確保の観点から重要な役割を担う。
【００６９】
このような効果を発現させるためには、鋼中にＳｉを０．０８％以上添加する必要がある。Ｓｉの濃度が高すぎると、十分なＡｌ脱酸を行った場合であっても、介在物中のＳｉＯ２濃度が高くなり、粗大な介在物が生成しやすくなる。また、この場合には、靭性、延性、溶接性が悪くなり、表面脱炭及び表面疵が増加して疲労特性が悪くなる。このため、Ｓｉの濃度の上限が２．１％であることが必要である。強度とその他の機械的特性とのバランスとを考慮すると、Ｓｉの濃度は、０．１０〜１．５％であることが好ましく、０．１２〜１．０％であることがより好ましい。
【００７０】
Ｍｎは、製鋼段階での脱酸に有用な元素であり、Ｃ、Ｓｉとともに、鋼板の強度を高めるために有効な元素である。この効果を得るためには、Ｍｎの濃度が０．５％以上である必要がある。Ｍｎを、鋼中に４．０％を超えて含有させると、Ｍｎの偏析及び固溶強化の増大により延性が低下する。また、溶接性及び母材の靭性が劣化するので、Ｍｎの濃度の上限は４．０％である。強度とその他の機械的特性とのバランスとを考慮すると、Ｍｎの濃度は、１．０〜３．０％であることが好ましく、１．２〜２．５％であることがより好ましい。
【００７１】
Ｐは、Ｆｅ原子よりも小さな置換型固溶強化元素として利用する場合において有効である。鋼中のＰの濃度が０．０５％を超えると、オーステナイトの粒界にＰが偏析し、粒界強度が低下して、加工性が劣化することがある。そのため、Ｐの濃度の上限は０．０５％である。固溶強化の必要がなければ、鋼中にＰを添加する必要はないので、Ｐの濃度の下限は、０％を含む。なお、不純物として含まれるＰの濃度を考慮して、例えば、Ｐの濃度の下限が、０．０００１％であってもよい。
【００７２】
Ｎは、溶鋼処理中に空気中の窒素が溶鋼に取り込まれることで、鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎには、Ａｌ、Ｔｉ等の元素と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する働きがある。しかしながら、Ｎの濃度が０．０１％を超えると、Ａｌ、Ｔｉ等の元素と粗大な析出物が生成し、穴拡げ性が劣化する。このため、Ｎの濃度の上限は、０．０１％である。一方、Ｎの濃度を０．０００５％未満に低減するとコストが高くなるので、工業的に実現可能な観点からＮの濃度の下限が０．０００５％であってもよい。
【００７３】
Ｓは、鋼板中に不純物として含まれ、鋼中に偏析しやすい。Ｓは、ＭｎＳ系の粗大な延伸介在物を形成して穴拡げ性を劣化させるため、極力低濃度であることが好ましい。従来では、穴拡げ性を確保するために、Ｓの濃度を大きく低下させる必要があった。
【００７４】
しかしながら、Ｓの濃度を０．０００１％未満に低減するためには、二次精錬での脱硫負荷が大きくなり、脱硫コストが高くなりすぎる。二次精錬での脱硫を前提とした場合、鋼板の材質に応じた脱硫コストを考慮すると、Ｓの濃度の下限は、０．０００１％である。なお、二次精錬のコストをさらに抑制し、Ｃｅ及びＬａ添加の効果をより有効に利用する場合には、Ｓの濃度が、０．０００４％超であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることが最も好ましい。
【００７５】
また、本実施形態では、微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド等の介在物上にＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物の形態を制御している。そのため、圧延時に介在物の変形が起こりにくく、介在物の延伸が防止される。したがって、Ｓの濃度の上限は、後述のように、Ｓの濃度とＣｅ、Ｌａの１種又は２種の合計量との関係によって規定される。例えば、このＳの濃度の上限は、０．１％である。
【００７６】
本実施形態では、ＭｎＳ系の介在物の形態を、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド等の介在物で制御するため、Ｓの濃度が高くても、Ｓの濃度に応じた量のＣｅ、Ｌａの１種又は２種を鋼中に添加して、Ｓが鋼板の材質に悪影響を及ぼすことを防止できる。すなわち、Ｓの濃度がある程度高くても、Ｓの濃度に応じた量のＣｅ、Ｌａの１種又は２種を鋼中に添加することにより、実質的な脱硫効果が得られ、極低硫鋼と同様の材質の鋼が得られる。
【００７７】
換言すれば、Ｓの濃度は、ＣｅとＬａとの合計量に応じて適切に調整すればよいので、その上限についての自由度は大きい。その結果、本実施形態では、極低硫鋼を得るために二次精錬で溶鋼の脱硫を行う必要がなく、二次精錬を省略することも可能である。したがって、鋼板の製造プロセスの簡略化及びこれに伴う脱硫処理コストの低減を実現することが可能である。
【００７８】
一般的に、Ａｌの酸化物は、クラスター化して粗大になりやすく、穴拡げ性を劣化させるため、極力溶鋼中の酸可溶Ａｌを抑制することが好ましい。しかしながら、本発明者らは、Ａｌ脱酸を行いながら、酸可溶Ａｌの濃度に応じて溶鋼中のＣｅ、Ｌａ濃度を制御することにより、アルミナ系酸化物がクラスター化して粗大にならない領域を新たに見出した。この領域では、Ａｌ脱酸で生成したＡｌ２Ｏ３系介在物のうち、一部のＡｌ２Ｏ３系介在物が、浮上分離により除去され、溶鋼中の残りのＡｌ２Ｏ３系介在物が、後から添加されたＣｅ、Ｌａにより還元分解されて微細な介在物を形成している。
【００７９】
このため、本実施形態では、実質的にＡｌを鋼中に添加する必要がなく、特に、この酸可溶Ａｌの濃度に関して自由度が大きい。例えば、後述の酸可溶Ａｌの濃度とＣｅ、Ｌａの１種又は２種の合計量との関係により、酸可溶Ａｌの濃度は、０．００４％超であってもよい。
【００８０】
また、Ａｌ脱酸と、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸とを併用するために、酸可溶Ａｌの濃度が０．０１０％超であってもよい。この場合、従来のように、脱酸元素の総量を確保するためにＣｅ、Ｌａの添加量を多くする必要がなくなり、鋼中の酸素ポテンシャルをさらに低下させることができ、各成分元素の組成のばらつきを抑制できる。なお、Ａｌ脱酸と、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸とを併用する効果をより高める場合には、酸可溶Ａｌの濃度が、０．０２０％超であることがより好ましく、０．０４０％超であることがさらに好ましい。
【００８１】
酸可溶Ａｌの濃度の上限は、後述のように、酸可溶Ａｌと、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種の合計量との関係で規定される。例えば、この関係により、酸可溶Ａｌの濃度は、２．０％以下であってもよい。
【００８２】
ここでは、酸可溶Ａｌ濃度は、酸に溶解したＡｌの濃度の測定により決定される。この酸可溶Ａｌの分析には、溶存Ａｌ（または、固溶Ａｌ）が酸に溶解し、Ａｌ２Ｏ３が酸に溶解しないことを利用する。ここで、酸として、例えば、塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸が例示できる。このような酸を用いて、酸に可溶なＡｌと、酸に溶解しないＡｌ２Ｏ３とを分離し、酸可溶Ａｌ濃度が測定できる。なお、酸不溶Ａｌ（酸に溶解しないＡｌ２Ｏ３）は、不可避的不純物として判断する。
【００８３】
Ｔｉは、主要な脱酸元素であり、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、熱間圧延前に十分に鋼塊を加熱することにより、オーステナイトの核生成サイト数を増加させる。その結果、オーステナイトの粒成長が抑制されるので、Ｔｉは、結晶粒の微細化及び鋼板の高強度化に寄与し、熱間圧延時の動的再結晶に有効に作用し、穴拡げ性を著しく向上させる。
【００８４】
そのため、この効果を十分に高める場合には、酸可溶Ｔｉを鋼中に０．００８％以上添加してもよい。この効果を十分に確保する必要がない場合及び鋼塊を十分に加熱できない場合には、酸可溶Ｔｉの濃度が０．００８％未満であってもよい。鋼塊を十分に加熱できない状況として、例えば、熱延工程の稼働率が高い場合及び熱延工程が十分な加熱能力を持たない場合が想定される。なお、鋼中の酸可溶Ｔｉの濃度の下限は、特に制限されないが、Ｔｉが不可避的に鋼中に含まれるため、例えば、０．０００１％であってもよい。
【００８５】
また、酸可溶Ｔｉの濃度が０．２％を超えると、Ｔｉの脱酸効果が飽和し、熱間圧延前の鋼塊の加熱によって粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物が形成し、鋼板の材質が劣化する。この場合、Ｔｉの添加に応じた効果が得られない。よって、本実施形態では、酸可溶Ｔｉの濃度の上限は、０．２％である。
【００８６】
したがって、酸可溶Ｔｉの濃度は、０．０００１〜０．２％であることが必要である。また、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物による効果を十分に確保する場合には、酸可溶Ｔｉの濃度が、０．００８〜０．２％であることが好ましい。この場合、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物が粗大になることをより確実に防ぐために、酸可溶Ｔｉの濃度が、０．１５％以下であってもよい。一方、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物による効果及びＴｉの脱酸効果を十分に確保しない場合には、酸可溶Ｔｉの濃度が、０．０００１％以上かつ０．００８％未満であることが好ましい。
【００８７】
熱間圧延前に十分な加熱温度で鋼塊を加熱することにより、鋳造時に生成した炭化物、窒化物、炭窒化物を、一旦、固溶することができる。そのため、Ｔｉの添加に応じた効果を得るためには、熱間圧延前の加熱温度は、１２００℃超であることが好ましい。この場合、固溶Ｔｉが、再度微細な炭化物、窒化物、炭窒化物として析出するため、鋼板の結晶粒を微細化し、鋼板の強度を高めることができる。一方、熱間圧延前の加熱温度が１２５０℃を超えると、コスト及びスケール生成の観点から、好ましくない。したがって、熱間圧延前の加熱温度は、１２５０℃以下であることが好適である。
【００８８】
酸可溶Ｔｉ濃度は、酸に溶解したＴｉの濃度の測定により決定される。この酸可溶Ｔｉの分析には、溶存Ｔｉ（または、固溶Ｔｉ）が酸に溶解し、Ｔｉ酸化物が酸に溶解しないことを利用する。ここで、酸として、例えば、塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸が例示できる。このような酸を用いて、酸に可溶なＴｉと、酸に溶解しないＴｉ酸化物とを分離し、酸可溶Ｔｉ濃度が測定できる。なお、酸不溶Ｔｉ（酸に溶解しないＴｉ酸化物）は、不可避的不純物として判断する。
【００８９】
Ｃｅ、Ｌａは、Ａｌ脱酸により生成したＡｌ２Ｏ３及びＳｉ脱酸により生成したＳｉＯ２を還元し、ＭｎＳ系介在物の析出サイトになりやすい。さらに、Ｃｅ、Ｌａは、硬質かつ微細で圧延時に変形しにくいＣｅ酸化物（例えば、Ｃｅ２Ｏ３、ＣｅＯ２）、セリウムオキシサルファイド（例えば、Ｃｅ２Ｏ２Ｓ）、Ｌａ酸化物（例えば、Ｌａ２Ｏ３、ＬａＯ２）、ランタンオキシサルファイド（例えば、Ｌａ２Ｏ２Ｓ）、Ｃｅ酸化物−Ｌａ酸化物、又は、セリウムオキシサルファイド−ランタンオキシサルファイドを、主な化合物（例えば、これらの化合物が総量で５０％以上含まれる。）として含む介在物（硬質介在物）を形成する。
【００９０】
上記硬質介在物中には、脱酸条件によりＭｎＯ、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３又はＡｌ２Ｏ３が一部含まれる場合もある。しかしながら、主な化合物が上記のＣｅ酸化物、セリウムオキシサルファイド、Ｌａ酸化物、ランタンオキシサルファイド、Ｃｅ酸化物−Ｌａ酸化物、及び、セリウムオキシサルファイド−ランタンオキシサルファイドであれば、サイズ及び硬さを維持したまま硬質介在物がＭｎＳ系介在物の析出サイトとして十分に機能する。
【００９１】
本発明者らは、このような介在物を得るためには、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種の合計濃度が０．００１％以上かつ０．０４％以下であることが必要であることを、実験的に知見した。
【００９２】
Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種の合計濃度が０．００１％未満では、Ａｌ２Ｏ３介在物及びＳｉＯ２介在物を還元できない。また、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種の合計濃度が０．０４％超では、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、これらのオキシサルファイドが粗大になり、穴拡げ性が劣化する。したがって、Ｃｅ、Ｌａから選択される少なくとも１種の合計が、０．００１〜０．０４％であることが好ましい。よりＡｌ２Ｏ３介在物及びＳｉＯ２介在物を確実に還元するためには、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種の合計濃度が、０．００１５％以上であることが最も好ましい。
【００９３】
また、本発明者らは、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種からなる酸化物又はオキシサルファイド（以下では、「硬質化合物」と記載することもある。）により改質されるＭｎＳの量が、Ｃｅ、Ｌａ、及び、Ｓの濃度を用いて表せる点に着目し、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］を用いて鋼中のＳの濃度及びＣｅ及びＬａの合計濃度を制御することを着想した。
【００９４】
具体的には、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が小さいと、硬質化合物が少なく、ＭｎＳが単独で多数析出する。（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が大きくなると、ＭｎＳに比べて、硬質化合物が多くなり、硬質化合物にＭｎＳが析出した形態の介在物が多くなる。すなわち、ＭｎＳが硬質化合物によって改質される。その結果、穴拡げ性が向上し、ＭｎＳの延伸が防止される。
【００９５】
つまり、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］を、ＭｎＳ系介在物の形態を制御するパラメータとして用いることが可能である。そこで、本発明者らは、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な組成比を明らかにするため、鋼板の（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］を変化させて、介在物の形態及び穴拡げ性を評価した。その結果、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が０．４〜５０であると、穴拡げ性が飛躍的に向上することが判明した。
【００９６】
（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が０．４未満であると、硬質化合物にＭｎＳが析出した形態の介在物の個数割合が大きく減少し、割れ発生の起点になりやすいＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり、穴拡げ性が低下する。
【００９７】
（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が５０超であると、多量に生成したセリウムオキシサルファイド及びランタンオキシサルファイドが、粗大な介在物を形成するため、穴拡げ性が劣化する。例えば、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が７０超であると、セリウムオキシサルファイド及びランタンオキシサルファイドが、円相当直径が５０μｍ以上の粗大な介在物を形成する。
【００９８】
加えて、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が５０超であると、ＭｎＳ系介在物の形態を制御する効果が飽和してしまいコストに見合わない。以上の結果から、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］は、０．４〜５０である必要がある。ＭｎＳ系介在物の形態制御量とコストとを考慮すると、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］は、０．７〜３０であることが好ましく、１．０〜１０であることがより好ましい。さらに、溶鋼中における成分調整時にＭｎＳ系介在物の形態を最も効率よく制御する場合には、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が、１．１以上であることが最も好ましい。
【００９９】
また、本発明者らは、Ｓｉで脱酸した後、Ａｌで脱酸し、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種で脱酸した溶鋼から得られた本実施形態の鋼板中の、酸可溶Ａｌの濃度に対するＣｅ、Ｌａの１種又は２種の合計濃度に着目し、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］を、溶鋼中の酸素ポテンシャルを適切に制御するパラメータとして用いることを着想した。
【０１００】
本発明者らは、Ｓｉで脱酸した後、Ａｌで脱酸し、その後、少なくともＣｅ、Ｌａの１種で脱酸した溶鋼において、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］が０．０２以上である場合に、穴拡げ性に優れる鋼板が得られることを実験的に知見した。この場合、急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下し、その結果、生成するＡｌ２Ｏ３濃度が低くなる。そのため、Ａｌによる脱酸を積極的に行った場合であっても、Ａｌでほとんど脱酸しなかった場合と同様に、穴拡げ性に優れる鋼板が得られた。また、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］が０．２５未満である場合には、ＣｅまたはＬａのコストを低減するだけでなく、各元素の酸素との親和性に基づいて溶鋼中の元素間における酸素の授受を効率よく制御することもできる。なお、本実施例では、Ａｌによる脱酸を積極的に行う必要はなく、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］が、０．０２以上かつ０．２５未満を満足するように、Ｃａ、Ｌａの少なくとも１種の合計濃度と、酸可溶Ａｌの濃度とを制御すればよい。
【０１０１】
（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］が０．０２未満である場合には、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を鋼中に添加しても、Ｃａ、Ｌａの少なくとも１種に対するＡｌの添加量が多すぎるため、穴拡げ性を劣化させる粗大なアルミナクラスターが生成してしまうことを確認した。また、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］が０．２５以上である場合には、介在物の形態制御が十分行われないことがある。例えば、セリウムオキシサルファイド及びランタンオキシサルファイドが粗大な介在物を形成したり、十分な脱酸が溶鋼中で行われなかったりする。したがって、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］は、０．０２以上かつ０．２５未満であることが必要である。また、コストをより低減し、溶鋼中の元素間における酸素の授受をより適切に制御するためには、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］が、０．１５未満であることが好ましく、０．１０未満であることがより好ましい。このように、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］及び（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］を制御することにより、二次精錬による脱硫を省略しても、延性と穴拡げ性とに優れる鋼板を得ることができる。
【０１０２】
以下、本実施形態において、選択元素の化学組成を限定した理由について説明する。これらの元素は、選択元素であり、鋼中に任意に（選択的に）添加することができる。したがって、これらの元素を鋼中に加えなくてもよく、これらの元素からなる群から選択される少なくとも１種を鋼中に加えてもよい。なお、これらの元素は、不可避的に鋼中に含まれることがあるため、これらの元素の濃度の下限は、不可避的不純物として判断される臨界値である。
【０１０３】
Ｎｂ、Ｗ及びＶは、Ｃ又はＮと、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して、母材組織の細粒化を促進し、靭性を向上させる。
【０１０４】
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るために、鋼中にＮｂを０．０１％以上添加してもよい。しかし、多量のＮｂを添加してこのＮｂの濃度が０．２０％を超えても、母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｎｂの濃度の上限は、０．２０％である。よりＮｂのコストを低減する場合には、Ｎｂの濃度を０．１０％以下に制御しても良い。なお、Ｎｂの濃度の下限は、０．００１％である。
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るために、鋼中にＷを添加してもよい。しかし、多量のＷを添加してこのＷの濃度が１．０％を超えても、母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｗの濃度の上限は、１．０％である。なお、Ｗの濃度の下限は、０．００１％である。
【０１０５】
上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るために、鋼中にＶを０．０１％以上添加してもよい。しかし、多量のＶを添加してこのＶの濃度が１．０％を超えても、母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Ｖの濃度の上限は、１．０％である。よりＶのコストを低減する場合には、Ｖの濃度を０．０５％以下に制御しても良い。なお、Ｖの濃度の下限は、０．００１％である。
【０１０６】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。
【０１０７】
Ｃｒは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。例えば、この効果を得るために、鋼中にＣｒを０．０１％以上添加してもよい。鋼中にＣｒを多量に含有させると、強度と延性とのバランスが劣化する。そのため、Ｃｒの濃度の上限は、２．０％である。Ｃｒのコストを低減する場合には、Ｃｒの濃度を０．６％以下に制御しても良い。また、Ｃｒの濃度の下限は、０．００１％である。
【０１０８】
Ｍｏは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。例えば、この効果を得るために、鋼中にＭｏを０．０１％以上添加してもよい。鋼中にＭｏを多量に含有させると、初析フェライトの生成を抑制することが難しくなるため、強度と延性とのバランスが劣化する。そのため、Ｍｏの濃度の上限は、１．０％である。Ｍｏのコストを低減する場合には、Ｍｏの濃度を０．４％以下に制御しても良い。また、Ｍｏの濃度の下限は、０．００１％である。
【０１０９】
Ｂは、さらに粒界を強化し、加工性を向上させるために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。例えば、この効果を得るために、鋼中にＢを０．０００３％以上添加してもよい。鋼中にＢを多量に含有させても、その効果が飽和し、鋼の清浄性が損なわれ、延性が劣化する。そのため、Ｂの濃度の上限は、０．００５％である。Ｂのコストを低減する場合には、Ｂの濃度を０．００３％以下に制御しても良い。また、Ｂの濃度の下限は、０．０００１％である。
【０１１０】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｓｃ、ＰｒからＬｕまでのランタノイド（Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ）を、硫化物の形態制御により、粒界を強化し、加工性を向上させるために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。
【０１１１】
Ｃａは、硫化物の球状化等の形態制御により、粒界を強化し、鋼板の加工性を向上させる。例えば、この効果を得るために、Ｃａの濃度が０．０００１％以上であってもよい。鋼中にＣａを多量に含有させても、その効果が飽和し、鋼の清浄性が損なわれ、延性が劣化する。そのため、Ｃａの濃度の上限は、０．０１％である。Ｃａのコストを低減する場合には、Ｃａの濃度を０．００４％以下に制御しても良い。また、Ｃａの濃度の下限は、０．０００１％である。
同様に、Ｍｇは、Ｃａとほぼ同じ効果を有するため、Ｍｇの濃度は、０．０００１〜０．０１％である。
【０１１２】
硫化物を球状化して、母材の靭性を改善するために、鋼中にＺｒを０．００１％以上添加してもよい。鋼中にＺｒを多量に含有すると、鋼の清浄性が損なわれ、延性が劣化する。そのため、Ｚｒの濃度の上限は、０．２％である。Ｚｒのコストを低減する場合には、Ｚｒの濃度を０．０１％以下に制御しても良い。また、Ｚｒの濃度の下限は、０．０００１％である。
同様に、硫化物の形態（形状）を制御する場合には、Ｓｃ及びＰｒからＬｕまでのランタノイドから選択される少なくとも１種の合計濃度が、０．０００１〜０．１％であってもよい。
【０１１３】
本実施形態では、０．００１〜２．０％のＣｕ及び０．００１〜２．０％のＮｉを必要に応じて鋼中に含有させることができる。これらの元素は、焼入れ性を向上させて鋼の強度を高める。なお、これらの元素による焼入れを効率よく行う場合には、Ｃｕの濃度が０．０４〜２．０％であってもよく、Ｎｉの濃度が０．０２％〜１．０％であってもよい。
さらに、原料としてスクラップ等を用いた場合には、不可避的にＡｓ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｙ、Ｈｆが混入することがある。これらの元素が鋼板の機械的特性（例えば、穴拡げ性）に悪影響を及ぼさないためには、次のように、各元素の濃度を制限する。Ａｓの濃度の上限は、０．５％であり、Ｃｏの濃度の上限は、１．０％である。また、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｙ、Ｈｆの濃度の上限は、いずれも０．２％である。なお、これらの元素の下限は、いずれも０．０００１％である。
本実施例では、以上のような選択元素を鋼中に選択的に含有させることができる。
【０１１４】
次に、本実施形態に係る高強度鋼板の組織について説明する。
【０１１５】
穴拡げ性は、鋼材の局部延性に大きな影響を受け、穴拡げ性に関する第一の支配因子は、組織間の硬度差である。穴拡げ性に関するその他の有力な支配因子は、ＭｎＳなどの非金属介在物の存在である。通常、このような介在物を起点としてボイドが発生し、このボイドが成長及び連結して、鋼材が破壊に到る。
【０１１６】
つまり、マルテンサイト相の硬度がその他の組織（例えば、フェライト相）の硬度に比べて高すぎると、Ｃｅ、Ｌａの添加により介在物の形態制御を行い、介在物に起因するボイドの発生を抑えたとしても、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、組織間の強度差によってボイドが発生し、鋼材が破壊することがある。
【０１１７】
熱延鋼板の場合には熱延後の冷却条件を、冷延鋼板の場合には焼鈍条件を適切に制御し、マルテンサイト相の硬度を低減すれば、介在物の形態制御によるボイド発生の抑制効果をより高めることができる。この場合には、上述のように、鋼板中に含まれるＣｅ及びＬａによる介在物の形態制御の効果が顕著に現れる。図１に、マルテンサイトの最大硬度（ビッカース硬さ）と穴拡げ値（穴拡げ性）λとの関係を概略的に示す。図１に示すように、マルテンサイト相の硬度を所定値以下に抑えることにより、Ｃｅ及びＬａの少なくとも一種により介在物の形態制御を行った場合には、介在物の形態制御を行なかった場合に比べ、大幅に穴拡げ性を向上させることができる。また、実質的にベイナイトからなる組織では、Ｃｅ、Ｌａ添加による穴拡げ性の向上量は大きいが、延性がフェライト−マルテンサイト主体の鋼板に比べて劣る。
【０１１８】
本実施形態では、穴拡げ性と延性とに優れた鋼板を提供する。そのため、主な鋼組織は、フェライト−マルテンサイトであり、この鋼組織が面積率で１〜５０％のマルテンサイト相を含み、ベイナイトまたは残留オーステナイトを選択的に含み、残部がフェライト相からなる。この場合、均一変形能を確保するために、例えば、ベイナイト及び残留オーステナイトを、それぞれ１０％以下に制限する。マルテンサイト相の面積率が１％未満であると、加工硬化能が低い。加工硬化能をより高めるためには、マルテンサイト相の面積率が、３％以上であることが好ましく、５％以上であることがより好ましい。一方、マルテンサイト相の面積率が５０％を超えると、鋼板の均一変形能が大幅に減少する。大きな均一変形能を得るためには、マルテンサイト相の面積率が、３０％以下であることが好ましく、２０％以下であることがより好ましい。なお、このマルテンサイト相の一部または全部が、焼戻しマルテンサイトであってもよい。このマルテンサイト相の割合は、例えば、光学顕微鏡により得られた組織写真上のマルテンサイト相の面積率により判定する。ここでは、後述の介在物は、各組織（マルテンサイト相、フェライト相、ベイナイト、残留オーステナイト）中に含める。
【０１１９】
鋼中に含まれるフェライト相及びマルテンサイト相の硬度は、鋼中の化学組成及び製造条件（例えば、圧延による歪の量や冷却速度）により変化するため、特に制限されない。マルテンサイト相の硬度が他の組織に比べて高いことを考慮すると、鋼中に含まれるマルテンサイト相の最大硬度は、６００Ｈｖ以下であることが好ましい。このマルテンサイト相の最大硬度は、荷重１０ｇｆの圧子を硬質相（フェライト相以外）部分に、無作為に５０回押し当てて得られたマイクロビッカース硬さの最大値である。
【０１２０】
次に、本実施形態の高強度鋼板中の介在物の存在条件について説明する。ここで、鋼板は、熱間圧延、又は、冷間圧延後に得られた圧延板を意味する。
【０１２１】
本実施形態では、鋼板中の介在物の存在条件を、種々の観点から選択的に規定することができる。
【０１２２】
介在物に関する第一の規定では、鋼板中に存在する円相当直径０．５〜２μｍの介在物の個数密度が１５個／ｍｍ２以上である。
【０１２３】
延性及び穴拡げ性に優れた鋼板を得るためは、割れ発生の起点や割れ伝播の経路になりやすい、延伸した粗大なＭｎＳ系介在物を、できる限り低減することが重要である。
【０１２４】
本発明者らは、上述のように、Ｓｉで脱酸した後、Ａｌで脱酸し、その後、少なくともＣｅ、Ｌａの一種で脱酸した鋼板は、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］、及び、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が上記の範囲にある場合、複合脱酸により急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下し、生成する介在物中のＡｌ２Ｏ３濃度が低くなるため、Ａｌでほとんど脱酸することなく製造した鋼板と同様に、延性及び穴拡げ性に優れることを知見した。
【０１２５】
また、本発明者らは、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸によって生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳが析出し、圧延時にこの析出したＭｎＳの変形が起こりにくいため、鋼板中において延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少することも知見した。
【０１２６】
すなわち、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］、及び、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が上記の範囲にある場合、円相当直径２μｍ以下の微細な介在物の個数密度が急増し、その微細な介在物が鋼中に分散することが分かった。
【０１２７】
この微細な介在物は、凝集しにくいため、そのほとんどが球状あるいは紡錘状である。また、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳが析出した介在物は、融点が高く変形しにくいため、熱間圧延時でも球形に近い形状を保ちつづける。その結果、ほとんどの介在物の長径／短径（以降、「延伸割合」と記載する場合がある。）は、通常３以下になる。
【０１２８】
介在物の形状により介在物が破壊の起点として働く可能性は大きく変化するので、介在物の延伸割合が２以下であることが好ましい。
【０１２９】
実験的には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等による観察で容易に同定できるように、円相当直径０．５〜２μｍの介在物の個数密度に着目した。この円相当直径の下限に対しては、十分にカウントできる大きさの介在物を用いる。すなわち、０．５μｍ以上の介在物を対象として、介在物の個数をカウントした。円相当直径は、断面観察した介在物の長径と短径とを計測し、（長径×短径）０．５を算出することにより求められる。
【０１３０】
メカニズムの詳細は不明であるが、Ａｌ脱酸による溶鋼の酸素ポテンシャルの低下と、ＭｎＳ系介在物の微細化との相乗効果により、鋼組織中に２μｍ以下の微細な介在物が１５個／ｍｍ２以上分散していると考えられる。これにより、穴拡げ等の成形時に生じる応力集中が緩和され、穴拡げ性を急激に向上させる効果があると推察される。その結果、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が、微細であるため、割れ発生の起点や亀裂伝播の経路になりにくく、応力集中を緩和し、穴拡げ性等の加工性を向上させていると考えられる。このように、介在物の形態について、鋼板中に存在する円相当直径０．５〜２μｍの介在物の個数密度が１５個／ｍｍ２以上であることが好ましい。
【０１３１】
介在物に関する第二の規定では、鋼板中に存在する円相当直径が１μｍ以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比（延伸割合）が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下である。
【０１３２】
本発明者らは、割れ発生の起点や割れ伝播の経路になりやすい、延伸した粗大なＭｎＳ系介在物が低減されているかを調査した。
【０１３３】
本発明者らは、介在物の円相当直径が１μｍ未満であれば、ＭｎＳが延伸した場合でも、介在物が割れ発生の起点にならず、延性及び穴拡げ性を劣化させないことを実験的に知見している。そして、円相当直径が１μｍ以上の介在物は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等により容易に観察できるので、鋼板中の円相当直径が１μｍ以上の介在物の形態及び化学組成を調査し、延伸したＭｎＳの分布状態を評価した。ＭｎＳの円相当直径の上限は、特に規定されないが、例えば、鋼板中に１ｍｍ程度のＭｎＳが観察される場合がある。
【０１３４】
延伸介在物の個数割合は、次のようにして求められる。ここで、延伸介在物を、長径／短径（延伸割合）が５以上の介在物と定義する。
【０１３５】
ＳＥＭを用いてランダムに選ばれた円相当直径１μｍ以上の複数個（例えば５０個以上の所定個数）の介在物を組成分析し、介在物の長径と短径とをＳＥＭ像（二次電子像）から測定する。検出した延伸介在物の個数を、調査した全ての介在物の個数（上述の例では、５０個以上の所定個数）で除すことにより、延伸介在物の個数割合を求めることができる。
【０１３６】
延伸介在物を、延伸割合が５以上の介在物と定義した理由は、Ｃｅ、Ｌａを添加しない鋼板中における延伸割合が５以上の介在物が、ほとんどＭｎＳであったからである。ＭｎＳの延伸割合の上限は、特に規定されないが、例えば、鋼板中に延伸割合が５０程度のＭｎＳが観察される場合もある。
【０１３７】
本発明者らの評価の結果、円相当直径が１μｍ以上の介在物に対する延伸割合が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に制御された鋼板では、穴拡げ性が向上することが判明した。延伸介在物の個数割合が２０％を超えると、割れ発生の起点になりやすいＭｎＳ系延伸介在物が多く存在するため、穴拡げ性が低下する。また、延伸介在物の粒径が大きいほど、すなわち円相当直径が大きいほど、加工及び変形時に応力集中が生じやすいため、延伸介在物が破壊の起点や亀裂の伝播経路になりやすく、穴拡げ性が急激に減少する。
【０１３８】
したがって、本実施形態では、延伸介在物の個数割合が２０％以下であることが好ましい。延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど穴拡げ性が良好であるため、その延伸介在物の個数割合の下限値は０％を含む。
【０１３９】
円相当直径が１μｍ以上の介在物が含まれ、この介在物のうち、延伸割合５以上の延伸介在物が存在しない場合、又は、介在物の円相当直径がすべて１μｍ未満である場合には、円相当直径が１μｍ以上の介在物のうち、延伸割合が５以上の延伸介在物の個数割合が０％であると判断する。
【０１４０】
延伸介在物の最大円相当直径も、組織の結晶（金属結晶）の平均粒径と比べると小さいことが確認され、延伸介在物の最大円相当直径の低減も、穴拡げ性が飛躍的に向上できた要因と考えられる。
【０１４１】
介在物に関する第三の規定では、鋼板中の円相当直径が１．０μｍ以上の介在物のうち、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物の個数割合が１０％以上である。
【０１４２】
例えば、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が０．４〜５０である鋼板では、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を含む酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種と、Ｓｉ、Ｔｉの１種又は２種とを含有する酸化物又はオキシサルファイド（上述の硬質化合物）にＭｎＳ系介在物が析出している。なお、酸可溶Ｔｉが０．００８％未満である鋼板では、Ｓｉ、Ｔｉの１種又は２種とを含有する酸化物又はオキシサルファイドが生成しないことが多い。
【０１４３】
この介在物の形態は、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出していれば、特に規定されないが、硬質化合物を核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
【０１４４】
ＴｉＮが、微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上に、ＭｎＳ系介在物とともに複合析出してくる場合もある。ただし、前述のとおり、ＴｉＮは、延性及び穴拡げ性にほとんど影響を与えないので、ＴｉＮは、ＭｎＳ系介在物に含めない。
【０１４５】
鋼板中の硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した介在物は、圧延時に変形が起こりにくいため、延伸していない形状、すなわち、球状又は紡錘状である。
【０１４６】
ここで、延伸していないと判断される介在物（球状介在物）は、特に規定されないが、例えば、延伸割合が３以下の介在物、好ましくは延伸割合が２以下の介在物である。これは、圧延前の鋳片段階において硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の延伸割合が３以下であったためである。また、この球状介在物が完全な球体であれば、その延伸割合が１になるため、延伸割合の下限は１である。
【０１４７】
本発明者らは、この介在物（球状介在物）の個数割合を、延伸介在物の個数割合の測定方法と同様の方法で調べた。すなわち、ＳＥＭを用いてランダムに選ばれた円相当直径１．０μｍ以上の複数個（例えば５０個以上の所定個数）の介在物を組成分析し、介在物の長径と短径とをＳＥＭ像（二次電子像）から測定する。検出した延伸割合が３以下の球状介在物の個数を、調査した全ての介在物の個数（上述の例では、５０個以上の所定個数）で除すことにより、球状介在物の個数割合を求めることができる。その結果、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物（球状介在物）の個数割合が１０％以上になるように制御された鋼板では、穴拡げ性が向上することが判明した。
【０１４８】
硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％未満になると、ＭｎＳ系の延伸介在物の個数割合が多くなり、穴拡げ性が低下する。そのため、本実施形態では、円相当直径が１．０μｍ以上の介在物のうち、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％以上である。
【０１４９】
穴拡げ性は、硬質化合物にＭｎＳ系介在物を多数析出させることによって向上するため、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合の上限値は１００％を含む。
【０１５０】
なお、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、圧延時に変形が起こりにくいので、その円相当直径は、特に規定されないが、１μｍ以上であっても穴拡げ性に悪影響を与えない。ただし、円相当直径が大きすぎると、介在物が割れ発生の起点になる可能性があるので、円相当直径の上限は、５０μｍ程度であることが好ましい。
【０１５１】
加えて、介在物の円相当直径が１μｍ未満の場合には、介在物が割れ発生の起点になりにくいので、円相当直径の下限を規定しない。
【０１５２】
介在物に関する第四の規定では、鋼板中に存在する円相当直径が１μｍ以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比（延伸割合）が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３以下である。
【０１５３】
介在物の粒径分布は、例えば、スピード法（低電位電界エッチング法）による電解面のＳＥＭ観察により求められる。スピード法による電解面のＳＥＭ観察では、鋼板から得られた試料片の表面を研磨後、スピード法による電解を行い、試料面を直接ＳＥＭ観察することにより介在物の大きさ及び個数密度を評価する。
【０１５４】
スピード法は、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノールを用いて試料表面の金属マトリクスを電解し、介在物を現出する方法である。電解量は、例えば、試料表面の面積１ｃｍ２当たり１クーロンである。電解した試料表面のＳＥＭ像を画像処理して、介在物の円相当直径及び頻度（個数）分布を求める。この頻度分布を電解した深さで除して、介在物の体積当たりの個数密度を算出する。
【０１５５】
本発明者らは、割れ発生の起点になり穴拡げ性を劣化させる介在物として、円相当直径が１μｍ以上、延伸割合が５以上の延伸介在物の体積個数密度を評価した。その結果、この延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３以下であると穴拡げ性が向上することが判明した。
【０１５６】
延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３を超えると、割れ発生の起点になりやすいＭｎＳ系延伸介在物の個数密度が多くなり、穴拡げ性が低下する。したがって、円相当直径が１μｍ以上、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下に制限する。延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど穴拡げ性が良好であるので、この延伸介在物の体積個数密度の下限値は、０％を含む。
【０１５７】
なお、介在物に関する第二の規定と同様に、円相当直径が１μｍ以上の介在物が含まれ、この介在物のうち、延伸割合５以上の延伸介在物が存在しない場合、又は、介在物の円相当直径がすべて１μｍ未満である場合には、円相当直径が１μｍ以上の介在物のうち、延伸割合が５以上の延伸介在物の体積個数密度が０％であると判断する。
【０１５８】
介在物に関する第五の規定では、鋼板中の円相当直径が１．０μｍ以上の介在物のうち、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド（硬質化合物）、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ、Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上である。
【０１５９】
本発明者らが調査したところ、延伸していないＭｎＳ系介在物は、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態を有し、ほぼ球状または紡錘状であった。
【０１６０】
この介在物の形態は、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出していれば、特に規定されないが、硬質化合物を核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
【０１６１】
球状介在物は、上述の介在物に関する第三の規定と同様に定義され、上述の介在物に関する第四の規定と同じスピード法を用いて球状介在物の体積個数密度が測定される。
【０１６２】
本発明者らがこのような球状介在物の体積個数密度を調査した結果、硬質化合物を核として、その周囲にＭｎＳ系化合物が析出した形態の介在物（球状介在物）の体積個数密度が、１．０×１０３個／ｍｍ３以上になるように制御された鋼板では、穴拡げ性が向上することが判明した。
【０１６３】
硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３未満になると、ＭｎＳ系の延伸介在物の個数割合が多くなり、穴拡げ性が低下する。そのため、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度は、１．０×１０３個／ｍｍ３以上である。穴拡げ性は、硬質化合物を核としてＭｎＳ系介在物を多数析出させることによって向上するため、体積個数密度の上限を規定しない。
【０１６４】
硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の円相当直径は、特に規定されない。ただし、円相当直径が大きすぎると、介在物が割れ発生の起点になる可能性があるので、円相当直径の上限は、５０μｍ程度であることが好ましい。
【０１６５】
加えて、介在物の円相当直径が１μｍ未満の場合には、問題が生じないので、円相当直径の下限を規定しない。
【０１６６】
介在物に関する第六の規定では、鋼板中に存在する円相当直径が１μｍ以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比（延伸割合）が５以上の延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下である。
【０１６７】
本発明者らは、割れ発生の起点になり穴拡げ性を劣化させる介在物として、円相当直径が１μｍ以上、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の平均円相当直径を評価した。その結果、この延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であると、穴拡げ性が向上することが分かった。これは、溶鋼中のＭｎやＳの量が増加するにつれて、生成するＭｎＳ系介在物の個数が増加し、生成するＭｎＳ系介在物の大きさも大きくなるためであると推定される。
【０１６８】
そこで、この延伸介在物の個数割合が増加するにつれて、延伸介在物の平均円相当直径が大きくなる現象に着目し、延伸介在物の平均円相当直径を指標として規定した。
【０１６９】
延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍを超えると、割れの起点になりやすい粗大なＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなる。その結果、穴拡げ性が低下するため、円相当直径が１μｍ以上、かつ、延伸割合が５以上の延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下になるように介在物の形態を制御する。
【０１７０】
この延伸介在物の平均円相当直径は、鋼板中に存在する円相当直径が１μｍ以上の介在物の円相当直径をＳＥＭを用いて測定し、複数の介在物（例えば、５０個以上の所定個数）の円相当直径の合計をこれら介在物の個数で割ることによって得られるため、平均円相当直径の下限は１μｍである。
【０１７１】
介在物に関する第七の規定では、鋼板中にはＣｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種（硬質介在物）に、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物が存在し、この介在物中が、平均組成でＣｅ、Ｌａの少なくとも１種を合計で０．５〜９５質量％含有する。
【０１７２】
上述したように、穴拡げ性を向上させる上で、硬質介在物にＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物の延伸を防止することが重要である。この介在物の形態については、硬質介在物にＭｎＳ系介在物が析出していればよく、通常は硬質介在物を核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している。
【０１７３】
本発明者らは、ＭｎＳ系介在物の延伸を抑制するために有効な介在物の化学組成を明らかにするため、硬質介在物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の組成分析をＳＥＭ／ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析法）により実施した。この介在物の円相当直径が１μｍ以上であれば、介在物の観察が容易であるため、円相当直径が１μｍ以上の介在物に対して組成分析を行った。また、上述のように、硬質介在物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、延伸していないため、延伸割合がすべて３以下である。よって、上述の介在物に関する第三の規定で定義した円相当直径が１μｍ以上、かつ、延伸割合が３以下の球状介在物に対して組成分析を実施した。
【０１７４】
その結果、この球状介在物中に、平均組成でＣｅ、Ｌａの１種又は２種を合計で０．５〜９５％含有させると、穴拡げ性が向上することが判明した。
【０１７５】
球状介在物中における、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種の合計の平均含有率が０．５質量％未満になると、硬質化合物にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が大きく減少するので、割れの起点になりやすいＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり、穴拡げ性と疲労特性とが低下する。なお、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種の合計の平均含有率は、多いほど好ましい。例えば、ＭｎＳ系介在物の量に応じて、この平均含有率の上限が、９５％であってもよく、５０％であってもよい。
【０１７６】
球状介在物中における、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種の合計の平均含有率が９５％超になると、多量に生成したセリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが、円相当直径が５０μｍ以上の粗大な介在物を形成するので、穴拡げ性や疲労特性が劣化する。
【０１７７】
なお、本実施形態の高強度鋼板は、冷延鋼板であっても、熱延鋼板であってもよい。また、本実施形態の高強度鋼板は、その少なくとも片面に、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層のようなめっき層を有するめっき鋼板であってもよい。
【０１７８】
次に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造条件について説明する。なお、溶鋼中の化学組成は、上記実施形態の高強度鋼板の化学組成と同様である。
【０１７９】
本発明では、転炉で吹錬して脱炭した溶鋼中に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金を添加し、撹拌して、脱酸と成分調整とを行う。なお、必要に応じて、真空脱ガス装置を使用して脱酸を行うことができる。
【０１８０】
なお、Ｓについては、上述のように、精錬工程で脱硫を行わなくても良いため、脱硫工程を省略できる。ただし、Ｓの濃度が２０ｐｐｍ以下の極低硫鋼を溶製するために二次精錬で溶鋼の脱硫が必要な場合には、脱硫を行って、成分を調整してもよい。
【０１８１】
脱酸と成分調整とは、以下のように行う。
【０１８２】
溶鋼中にＳｉ（例えば、Ｓｉ、Ｓｉを含む化合物）を添加して３分程度経過した後、溶鋼中にＡｌ（例えば、Ａｌ、Ａｌを含む化合物）を添加し、脱酸を行う。酸素とＡｌとを結合させてＡｌ２Ｏ３を浮上分離するために、３分程度の浮上時間を確保することが好ましい。その後、Ｔｉ（例えば、Ｔｉ、Ｔｉを含む化合物）の添加が必要である場合には、溶鋼中にＴｉを添加する。この場合、酸素とＴｉとを結合させてＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３を浮上分離するために、２〜３分程度の浮上時間を確保することが好ましい。
【０１８３】
その後、溶鋼中にＣｅ、Ｌａの１種又は２種を添加して、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．２５、かつ、０．４≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ）］／［Ｓ］≦５０を満足するように成分調整を行う。
【０１８４】
選択元素を添加する場合には、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を溶鋼中に添加する前までに選択元素の添加を完了する。この場合、溶鋼を十分撹拌して選択元素の成分調整が行われた後、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を溶鋼中に添加する。このようにして溶製された溶鋼を、連続鋳造して鋳片を製造する。
【０１８５】
本実施形態は、連続鋳造については、約２５０ｍｍの厚さのスラブを製造する通常のスラブ連続鋳造に適用できるだけでなく、例えば１５０ｍｍ以下の厚さのスラブを製造する薄スラブ連続鋳造にも十分に適用できる。
【０１８６】
本実施形態では、高強度熱延鋼板を、以下のように製造することができる。
【０１８７】
鋳造後のスラブを、必要に応じて１１００℃以上、好ましくは、１１５０℃以上に再加熱する。特に、炭化物及び窒化物の形態制御（例えば、微細析出）を十分に行う必要がある場合には、炭化物及び窒化物を、一旦、鋼中に固溶させる必要があるので、熱間圧延前のスラブの加熱温度が１２００℃超であることが好ましい。炭化物及び窒化物を鋼中に固溶させることにより、圧延後の冷却過程で延性を向上させるフェライト相が得られる。
【０１８８】
熱間圧延前のスラブの加熱温度が１２５０℃を超えると、スラブ表面が著しく酸化されることがある。特に、粒界が選択的に酸化されることに起因する楔上の表面欠陥がデスケーリング後に残りやすく、圧延後の表面品位が損われる場合がある。よって、加熱温度の上限は、１２５０℃であることが好ましい。なお、コスト面からは、加熱温度ができる限り低いことが好ましい。
【０１８９】
次いで、このスラブに対して、８５０℃以上かつ９７０℃以下の仕上げ温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する。仕上げ温度が８５０℃未満であると、２相域で圧延が行われるため、延性が低下する。仕上げ温度が９７０℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大になって、フェライト相分率が小さくなり、延性が低下する。
【０１９０】
熱間圧延後、４５０℃以下の温度域（冷却制御温度）まで１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却した後、３００℃以上かつ４５０℃以下の温度（巻取り温度）で巻き取る。このようにして、最終製品としての熱延鋼板が製造される。熱間圧延後の冷却制御温度が４５０℃より高い場合には、所望のマルテンサイト相分率が得られないので、巻取り温度の上限は、４５０℃である。なお、より柔軟にマルテンサイト相を確保する場合には、冷却制御温度及び巻き取り温度の上限は、４４０℃であることが好ましい。巻取り温度が３００℃以下であると、マルテンサイト相の硬度が高くなりすぎるので、巻取り温度の下限は、３００℃である。
【０１９１】
また、冷却速度が１０℃／秒未満では、パーライトが生成しやすく、１００℃／秒超では、巻取り温度の制御が困難である。
【０１９２】
以上のように、熱延条件と熱間圧延後の冷却条件とを制御して熱延鋼板を製造することで、穴拡げ性と延性とに優れた、フェライト−マルテンサイト主体の高強度鋼板を製造することができる。
【０１９３】
また、本実施形態では、高強度冷延鋼板を、以下のように製造することができる。
【０１９４】
上記の化学組成を有する鋳造後のスラブを、必要に応じて、１１００℃以上に再加熱する。なお、熱間圧延前のスラブの温度を制御する理由は、上述の高強度熱延鋼板を製造する場合と同じである。
【０１９５】
次いで、このスラブに対して、８５０℃以上かつ９７０℃以下の仕上げ温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する。さらに、この鋼板を、３００℃以上かつ６５０℃以下の温度域（冷却制御温度）まで１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却する。その後、この鋼板を３００℃以上かつ６５０℃以下の温度（巻取り温度）で巻き取って、中間材料としての熱延鋼板を製造する。
【０１９６】
冷却制御温度及び巻取り温度が６５０℃超では、層状パーライトが生成しやすく、この層状パーライトを焼鈍で十分溶かすことができないため、穴拡げ性が低下する。また、巻取り温度が３００℃未満では、マルテンサイト相の硬度が高くなりすぎるので、鋼板を効率良く巻取ることが困難である。なお、冷却速度及び熱間圧延の仕上温度の限定理由は、上述の高強度熱延鋼板を製造する場合と同じである。
【０１９７】
以上のように製造された熱延鋼板（鋼板）を、酸洗後、４０％以上の圧下率で冷間圧延し、７５０℃以上かつ９００℃以下の最高温度で焼鈍する。その後、この鋼板を、０．１〜２００℃／秒の平均冷却速度で４５０℃以下に冷却し、引き続いて３００℃以上かつ４５０℃以下の温度域で１〜１０００秒保持する。このようにして、最終製品としての伸びと穴拡げ性とに優れた高強度冷延鋼板を製造することができる。
【０１９８】
冷延鋼板の製造において、圧下率が４０％未満では、焼鈍後の結晶粒を十分に微細にすることができない。
【０１９９】
焼鈍の最高温度が７５０℃未満の場合には、焼鈍によって得られるオーステナイト量が少ないので、鋼板中に所望の量のマルテンサイトを生成させることができない。焼鈍温度を高くすると、オーステナイトの粒径が粗大になり、延性が低下し、製造コストが上昇するので、焼鈍の最高温度の上限は９００℃である。
【０２００】
焼鈍後の冷却は、オーステナイトからフェライト及びマルテンサイトへの変態を促すために重要である。冷却速度を０．１℃／秒未満にすると、パーライトが生成して、穴拡げ性と強度とが低下するので、冷却速度の下限は０．１℃／秒である。冷却速度が２００℃／秒超の場合には、フェライト変態を十分に進行させることができず、延性が低下するので、冷却速度の上限は２００℃／秒である。
【０２０１】
焼鈍後の冷却における冷却温度は、４５０℃以下である。冷却温度が４５０℃超では、マルテンサイトを生成させることが困難である。次いで、冷却後の鋼板を、３００℃以上かつ４５０℃以下の温度域で１〜１０００秒保持する。
【０２０２】
冷却温度に下限を設けない理由は、一旦保持温度より低い温度まで冷却することでマルテンサイト変態を促進することができるためである。なお、冷却温度が３００℃以下であっても、この冷却温度より高い温度で鋼板を保持すれば、マルテンサイトが焼戻されて、マルテンサイトとフェライトとの硬度差を低減することができる。
【０２０３】
保持温度が３００℃未満であると、マルテンサイト相の硬度が高くなりすぎる。また、保持時間が１秒未満であると、熱収縮による残留歪が残り、伸びが低下する。保持時間が１０００秒超であると、ベイナイトなどが必要以上に生成し、所定量のマルテンサイトを生成させることができない。
【０２０４】
以上のように、熱延条件と熱間圧延後の冷却条件とを制御して熱延鋼板を製造し、この熱延鋼板から冷延条件、焼鈍条件、冷却条件、保持条件を制御して冷延鋼板を製造することによって、穴拡げ性と延性とに優れた、フェライト−マルテンサイト主体の高強度冷延鋼板を製造することができる。
【０２０５】
したがって、本実施形態では、溶鋼をスラブに加工し、このスラブに対して８５０℃以上かつ９７０℃以下の仕上温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製し、この鋼板を、６５０℃以下の冷却制御温度まで１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却後、３００℃以上かつ６５０℃以下の巻取り温度で巻き取る。ここで、熱延鋼板を製造する場合には、冷却制御温度が４５０℃以下であり、巻取り温度が３００℃以上かつ４５０℃以下である。また、冷延鋼板を製造する場合には、巻き取られた鋼板を、酸洗し、この鋼板に対して４０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を、７５０〜９００℃の最高温度で焼鈍し、０．１〜２００℃／秒の平均冷却速度で４５０℃以下に冷却し、３００℃以上かつ４５０℃以下の温度域で１〜１０００秒保持する。
なお、分かりやすいように、図２に、本実施形態の高強度鋼板の製造方法のフローチャートを示す。なお、このフローチャート中の破線は、必要に応じて選択される工程または製造条件を示している。
【０２０６】
さらに、上述の熱延鋼板及び冷延鋼板の少なくとも片面に、適宜めっきを施してもよい。例えば、めっきとして、亜鉛めっきや合金化亜鉛めっきのような亜鉛系めっきを施すことができる。このような亜鉛系めっきは、電解めっきまたは溶融めっきにより形成することもできる。合金化亜鉛めっきは、例えば、電解めっきまたは溶融めっきにより形成された亜鉛めっきを、所定温度（例えば、処理温度４５０〜６００℃、処理時間１０〜９０秒）で合金化することにより得ることができる。このようにして、最終製品としての亜鉛めっき鋼板及び合金化亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【０２０７】
加えて、上述の熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板及び合金化亜鉛めっき鋼板に各種の有機皮膜及び塗装を行うことができる。
【実施例】
【０２０８】
以下、本発明の実施例について説明する。【０２０９】
転炉で溶製した、表１〜３に示す化学成分の鋼を、スラブになるように鋳造した。これら各化学成分を有する鋼を、加熱炉中で１１５０℃以上の温度に加熱し、８５０〜９２０℃の仕上温度で熱間圧延し、平均冷却速度３０℃／秒で冷却後、１００〜６００℃の巻取り温度で巻取り、板厚２．８〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。熱延鋼板の製造条件及び機械的特性を表４〜６に、熱延鋼板の鋼組織を表７〜９に示す。【０２１０】
【表１】
2011142356.tif 000002
【０２１１】
【表２】
2011142356.tif 000003
【０２１２】
【表３】
2011142356.tif 000004
【０２１３】
【表４】
2011142356.tif 000005
【０２１４】
【表５】
2011142356.tif 000006
【０２１５】
【表６】
2011142356.tif 000007
【０２１６】
【表７】
2011142356.tif 000008
【０２１７】
【表８】
2011142356.tif 000009
【０２１８】
【表９】
2011142356.tif 000010
【０２１９】
冷延鋼板については、まず、上記の成分組成の鋼を、鋳造し、１１５０℃以上の温度に加熱し、８５０〜９１０℃の仕上温度で熱間圧延し、平均冷却速度３０℃／秒で冷却後、４５０℃〜６１０℃の巻取り温度で巻き取り、板厚２．８〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、酸洗後、この熱延鋼板に対して、表１０〜１２に示す条件で冷延、焼鈍及び保持を行い、冷延鋼板を得た。冷延鋼板の製造条件及び機械的特性を表１０〜１２に、冷延鋼板の鋼組織を表１３〜１５に示す。これらの冷延鋼板の板厚は、０．５〜２．４ｍｍであった。【０２２０】
【表１０】
2011142356.tif 000011
【０２２１】
【表１１】
2011142356.tif 000012
【０２２２】
【表１２】
2011142356.tif 000013
【０２２３】
【表１３】
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【０２２４】
【表１４】
2011142356.tif 000015
【０２２５】
【表１５】
2011142356.tif 000016
【０２２６】
これらの鋼板中の延伸介在物については、光学顕微鏡により粗大な介在物の有無を確認した後、ＳＥＭによる観察によって、円相当直径０．５μｍ以上の介在物に対する２μｍ以下の介在物の面積個数密度を調べた。延伸割合が５以上の介在物についても、個数割合、体積個数密度、平均円相当直径を調べた。【０２２７】
さらに、鋼板中の延伸していない介在物については、円相当直径１μｍ以上の介在物に対する、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種を含む酸化物又はオキシサルファイド（硬質化合物）にＭｎＳが析出した介在物の個数割合、体積個数密度及びこの介在物に含まれるＣｅ、Ｌａの１種又は２種の合計量の平均値を調べた。【０２２８】
熱延鋼板の介在物の調査結果を表７〜９に、冷延鋼板の介在物の調査結果を表１３〜１５に示す。なお、表７〜９及び表１３〜１５において、微細介在物は、円相当直径が０．５〜２μｍの介在物、延伸介在物は、円相当直径が１μｍ以上で延伸率が５以上の介在物、硫化物内包介在物は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種を含む酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の円相当直径が１μｍ以上の介在物である。【０２２９】
はじめに、熱延鋼板製造の試験結果について、表１〜９を参照して説明する。【０２３０】
鋼Ｎｏ．ｂ９及びｃ３を用いた鋼板Ｎｏ．ｂ９−ｈ１及び鋼板Ｎｏ．ｃ３−ｈ１では、Ｃの濃度が０．３％を超えている。鋼Ｎｏ．ｃ１を用いた鋼板Ｎｏ．ｃ１−ｈ１では、Ｍｎの濃度が４．０％を超えている。鋼Ｎｏ．ａ６及びｂ１０を用いた鋼板Ｎｏ．ａ６−ｈ１及びｂ１０−ｈ１では、酸可溶Ｔｉの濃度が０．２０％を超えている。そのため、これらの鋼板Ｎｏ．ｂ９−ｈ１、ｃ３−ｈ１、ｃ１−ｈ１、ａ６−ｈ１及びｂ１０−ｈ１では、伸び及び穴拡げ性が著しく小さかった。【０２３１】
また、鋼Ｎｏ．ｃ２を用いた鋼板Ｎｏ．ｃ２−ｈ１では、Ｓｉの濃度が２．１％を超えており、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］が０．０２未満であるため、穴拡げ性が著しく小さかった。【０２３２】
鋼Ｎｏ．ａ７及びｂ１１を用いた鋼材Ｎｏ．ａ７−ｈ１及びｂ１１−ｈ１では、Ｃｒの濃度が２．０％を超えているため、伸びが著しく小さかった。【０２３３】
鋼Ｎｏ．ａ１〜ａ５及びｂ１〜ｂ８を用いた鋼板Ｎｏ．ａ１−ｈ１〜ａ５−ｈ１及びｂ１−ｈ１〜ｂ８−ｈ１では、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が０．４未満または５０超であった。そのため、これらの鋼板では、介在物の形態制御が十分でなく、Ｃｅ及びＬａ以外の化学成分について同様の化学組成を有する鋼板に比べると、伸び及び穴拡げ性が低下した。【０２３４】
鋼板Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ９及びＣ１〜Ｃ１０を用いた鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｈ２〜Ａ６−ｈ２、Ｂ１−ｈ２〜Ｂ９−ｈ２、Ｃ１−ｈ２〜Ｃ１０−ｈ２では、巻取り温度が３００℃未満であった。そのため、これらの鋼板Ｎｏ．では、マルテンサイトとフェライトと間の硬度差が低下し、同一の化学組成を有する鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｈ１〜Ａ６−ｈ１、Ｂ１−ｈ１〜Ｂ９−ｈ１及びＣ１−ｈ１〜Ｃ１０−ｈ１に比べると、穴拡げ性が低下した。【０２３５】
鋼板Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ９及びＣ１〜Ｃ１０を用いた鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｈ１〜Ａ６−ｈ１、Ｂ１−ｈ１〜Ｂ９−ｈ１及びＣ１−ｈ１〜Ｃ１０−ｈ１では、介在物の形態が十分に制御されているため、伸び及び穴拡げ性が十分であった。【０２３６】
次に、冷延鋼板製造の試験結果について、表１〜３及び１０〜１５を参照して説明する。【０２３７】
上述の熱延鋼板製造の試験結果と同様に、鋼Ｎｏ．ａ６、ａ７、ｂ９〜ｂ１１及びｃ１〜ｃ３を用いた鋼板Ｎｏ．ａ６−ｃ１、ａ７−ｃ１、ｂ９−ｃ１〜ｂ１１−ｃ１、ｃ１−ｃ１〜ｃ３−ｃ１では、伸びまたは穴拡げ性が著しく小さかった。【０２３８】
また、鋼Ｎｏ．ａ１〜ａ５及びｂ１〜ｂ８を用いた鋼板Ｎｏ．ａ１−ｃ１〜ａ５−ｃ１及びｂ１−ｃ１〜ｂ８−ｃ１では、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が０．４未満または５０超であった。そのため、これらの鋼板では、介在物の形態制御が十分でなく、Ｃｅ及びＬａ以外の化学成分について同様の化学組成を有する鋼板に比べると、伸び及び穴拡げ性が低下した。【０２３９】
鋼板Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ９及びＣ１〜Ｃ１０を用いた鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｃ２〜Ａ６−ｃ２、Ｂ１−ｃ２〜Ｂ９−ｃ２、Ｃ１−ｃ２〜Ｃ１０−ｃ２では、巻取り温度が３００℃未満であった。そのため、これらの鋼板Ｎｏ．では、マルテンサイトとフェライトと間の硬度差が低下し、同一の化学組成を有する鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｃ１〜Ａ６−ｃ１、Ｂ１−ｃ１〜Ｂ９−ｃ１及びＣ１−ｃ１〜Ｃ１０−ｃ１に比べると、穴拡げ性が低下した。【０２４０】
鋼板Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ９及びＣ１〜Ｃ１０を用いた鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｃ１〜Ａ６−ｃ１、Ｂ１−ｃ１〜Ｂ９−ｃ１及びＣ１−ｃ１〜Ｃ１０−ｃ１では、介在物の形態が十分に制御されているため、伸び及び穴拡げ性が十分であった。
【産業上の利用可能性】
【０２４１】
本発明によれば、主としてプレス加工されて使用される自動車等の足回り部品及び構造材料に好適な、穴拡げ性と延性とに優れた高強度鋼板を得ることができるので、鉄鋼産業への貢献は大きく、産業上の利用可能性は大きい。
【図１】
2011142356.tif 000017
【図２】
2011142356.tif 000018
【手続補正書】
【提出日】平成24年7月30日(2012.7.30)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０８〜２．１％、
Ｍｎ：０．５〜４．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、
酸可溶Ａｌ：０．００４％超かつ２．０％以下、
酸可溶Ｔｉ：０．０００１〜０．２０％、
Ｃｅ、Ｌａから選択される少なくとも１種の合計：０．００１〜０．０４％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
Ｃｅ、Ｌａ、酸可溶Ａｌ及びＳの質量％を、それぞれ、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］と定義した場合に、［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．２５、かつ、０．４≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］≦５０を満たし、
鋼組織が、面積率で１〜５０％のマルテンサイトを含む
ことを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃｒ：０．００１〜２．０％、
Ｎｉ：０．００１〜２．０％、
Ｃｕ：０．００１〜２．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２％、
Ｖ：０．００１〜１．０％、
Ｗ：０．００１〜１．０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．２％、
Ｓｃ及びＰｒからＬｕまでのランタノイドから選択される少なくとも１種の合計：０．０００１〜０．１％、
Ａｓ：０．０００１〜０．５％、
Ｃｏ：０．０００１〜１．０％、
Ｓｎ：０．０００１〜０．２％、
Ｐｂ：０．０００１〜０．２％、
Ｙ：０．０００１〜０．２％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．２％
からなる群から選択される少なくとも一種をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
酸可溶Ｔｉが、０．０００１％以上かつ０．００８％未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
酸可溶Ｔｉが、０．００８〜０．２０％であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．１５を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項６】
［Ｃｅ］、［Ｌａ］、［酸可溶Ａｌ］及び［Ｓ］が、０．０２≦（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［酸可溶Ａｌ］＜０．１０を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項７】
酸可溶Ａｌが、０．０１％超かつ２．０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項８】
前記鋼組織では、円相当直径０．５〜２μｍの介在物の個数密度が１５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項９】
前記鋼組織では、円相当直径１．０μｍ以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１０】
前記鋼組織中では、円相当直径１．０μｍ以上の介在物のうち、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物の個数割合が、１０％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１１】
前記鋼組織中では、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物の体積個数密度が、１．０×１０４個／ｍｍ３以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１２】
前記鋼組織中では、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物の体積個数密度が、１．０×１０３個／ｍｍ３以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１３】
前記鋼組織中には、円相当直径が１μｍ以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が５以上の延伸介在物が存在し、この延伸介在物の平均円相当直径が、１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１４】
前記鋼組織中には、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物が存在し、この介在物が、平均組成でＣｅ、Ｌａの少なくとも１種を合計で０．５〜９５質量％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１５】
前記鋼組織の平均結晶粒径が、１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１６】
前記鋼組織中に含まれるマルテンサイトの最大硬度が、６００Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１７】
板厚が、０．５〜２０ｍｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１８】
少なくとも片面に、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をさらに有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項１９】
請求項１または２に記載の化学成分を有する溶鋼を連続鋳造してスラブに加工する第１の工程と；
前記スラブに対して、８５０℃以上かつ９７０℃以下の仕上温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する第２の工程と；
前記鋼板を、４５０℃以下の冷却制御温度まで１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却後、３００℃以上かつ４５０℃以下の巻取り温度で巻き取る第３の工程と；
を含み、熱延鋼板を作製することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
【請求項２０】
前記熱延鋼板または前記冷延鋼板の少なくとも片面に、亜鉛めっきまたは合金化亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項１９に記載の高強度鋼板の製造方法。
【請求項２１】
前記第１の工程の後かつ前記第２の工程の前のスラブを、１１００℃以上に再加熱することを特徴とする請求項１９に記載の高強度鋼板の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２１】
（２）上記（１）に記載の高強度鋼板が、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜２．０％、Ｎｉ：０．００１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．２％、Ｖ：０．００１〜１．０％、Ｗ：０．００１〜１．０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００１〜０．２％、Ｓｃ及びＰｒからＬｕまでのランタノイドから選択される少なくとも１種の合計：０．０００１〜０．１％、Ａｓ：０．０００１〜０．５％、Ｃｏ：０．０００１〜１．０％、Ｓｎ：０．０００１〜０．２％、Ｐｂ：０．０００１〜０．２％、Ｙ：０．０００１〜０．２％、Ｈｆ：０．０００１〜０．２％からなる群から選択される少なくとも一種をさらに含んでもよい。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３８】
（１９）本発明の一態様に係る高強度鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の化学成分を有する溶鋼を連続鋳造してスラブに加工する第１の工程と；前記スラブに対して、８５０℃以上かつ９７０℃以下の仕上温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する第２の工程と；前記鋼板を、４５０℃以下の冷却制御温度まで１０〜１００℃／秒の平均冷却速度で冷却後、３００℃以上かつ４５０℃以下の巻取り温度で巻き取る第３の工程と；を含み、熱延鋼板を作製する。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３９
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４０
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４１】
（２０）上記（１９）に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記熱延鋼板の少なくとも片面に、亜鉛めっきまたは合金化亜鉛めっきを施してもよい。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４２】
（２１）上記（１９）に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記第１の工程の後かつ前記第２の工程の前のスラブを、１１００℃以上に再加熱してもよい。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５７】
Ａｌ脱酸を上述の脱酸方法に基づいて適切に行うことにより、Ａｌ脱酸をほとんど行わない場合と同様に、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した、微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリウムオキシサルファイド、及びランタンオキシサルファイド上にＭｎＳを析出させることができる。その結果、圧延時に、析出したＭｎＳの変形を抑制することができるので、鋼板中の延伸した粗大なＭｎＳを著しく減少させることができ、穴拡げ性を向上させることができる。加えて、Ａｌ脱酸により溶鋼の酸素ポテンシャルをさらに低下させることもできるので、化学組成のばらつきを小さくすることができる。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００９３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００９３】
また、本発明者らは、Ｃｅ、Ｌａの１種又は２種を含む酸化物又はオキシサルファイド（以下では、「硬質化合物」と記載することもある。）により改質されるＭｎＳの量が、Ｃｅ、Ｌａ、及び、Ｓの濃度を用いて表せる点に着目し、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］を用いて鋼中のＳの濃度及びＣｅ及びＬａの合計濃度を制御することを着想した。
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０１５３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０１５３】
介在物の粒径分布は、例えば、スピード法（定電位電界エッチング法）による電解面のＳＥＭ観察により求められる。スピード法による電解面のＳＥＭ観察では、鋼板から得られた試料片の表面を研磨後、スピード法による電解を行い、試料面を直接ＳＥＭ観察することにより介在物の大きさ及び個数密度を評価する。
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０１７１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０１７１】
介在物に関する第七の規定では、鋼板中にはＣｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種、Ｓｉ、Ｔｉの少なくとも１種、Ｏ、Ｓの少なくとも１種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの少なくとも１種が析出した介在物が存在し、この介在物中が、平均組成でＣｅ、Ｌａの少なくとも１種を合計で０．５〜９５質量％含有する。
【手続補正１２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０１８８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０１８８】
熱間圧延前のスラブの加熱温度が１２５０℃を超えると、スラブ表面が著しく酸化されることがある。特に、粒界が選択的に酸化されることに起因する楔状の表面欠陥がデスケーリング後に残りやすく、圧延後の表面品位が損われる場合がある。よって、加熱温度の上限は、１２５０℃であることが好ましい。なお、コスト面からは、加熱温度ができる限り低いことが好ましい。
【手続補正１３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１０】
【表１】
2011142356.tif 000019
【手続補正１４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１１】
【表２】
2011142356.tif 000020
【手続補正１５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１２】
【表３】
2011142356.tif 000021
【手続補正１６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１３】
【表４】
2011142356.tif 000022
【手続補正１７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１４】
【表５】
2011142356.tif 000023
【手続補正１８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１５】
【表６】
2011142356.tif 000024
【手続補正１９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１６】
【表７】
2011142356.tif 000025
【手続補正２０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１７】
【表８】
2011142356.tif 000026
【手続補正２１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２１８】
【表９】
2011142356.tif 000027
【手続補正２２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２１９
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正２３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２２０
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正２４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２２１
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正２５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２２２
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正２６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２２３
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正２７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２２４
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正２８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２２５
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正２９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２２８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２２８】
熱延鋼板の介在物の調査結果を表７〜９に示す。なお、表７〜９において、微細介在物は、円相当直径が０．５〜２μｍの介在物、延伸介在物は、円相当直径が１μｍ以上で延伸率が５以上の介在物、硫化物内包介在物は、Ｃｅ、Ｌａの少なくとも１種を含む酸化物又はオキシサルファイドに、ＭｎＳ系介在物が析出した形態の円相当直径が１μｍ以上の介在物である。
【手続補正３０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２３０】
鋼Ｎｏ．ｃ３を用いた鋼板Ｎｏ．ｃ３−ｈ１では、Ｃの濃度が０．３％を超えている。鋼Ｎｏ．ａ６及びｂ１０を用いた鋼板Ｎｏ．ａ６−ｈ１及びｂ１０−ｈ１では、酸可溶Ｔｉの濃度が０．２０％を超えている。そのため、これらの鋼板ｃ３−ｈ１、ａ６−ｈ１及びｂ１０−ｈ１では、伸び及び穴拡げ性が著しく小さかった。
【手続補正３１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３２
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正３２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２３３】
鋼Ｎｏ．ａ１、ａ３、ａ４及びｂ１〜ｂ３、ｂ７、ｂ８を用いた鋼板Ｎｏ．ａ１−ｈ１、ａ３−ｈ１、ａ４−ｈ１及びｂ１−ｈ１〜ｂ３−ｈ１、ｂ７−ｈ１、ｂ８−ｈ１では、（［Ｃｅ］＋［Ｌａ］）／［Ｓ］が０．４未満または５０超であった。そのため、これらの鋼板では、介在物の形態制御が十分でなく、Ｃｅ及びＬａ以外の化学成分について同様の化学組成を有する鋼板に比べると、伸び及び穴拡げ性が低下した。
【手続補正３３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２３４】
鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４、Ｂ１〜Ｂ６及びＣ２、Ｃ４〜Ｃ１０を用いた鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｈ２〜Ａ４−ｈ２、Ｂ１−ｈ２〜Ｂ６−ｈ２、Ｃ２−ｈ２、Ｃ４−ｈ２〜Ｃ１０−ｈ２では、巻取り温度が３００℃未満であった。そのため、これらの鋼板Ｎｏ．では、マルテンサイトとフェライトと間の硬度差が増加し、同一の化学組成を有する鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｈ１〜Ａ４−ｈ１、Ｂ１−ｈ１〜Ｂ６−ｈ１及びＣ２−ｈ２、Ｃ４−ｈ１〜Ｃ１０−ｈ１に比べると、穴拡げ性が低下した。
【手続補正３４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０２３５】
鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４、Ｂ１〜Ｂ６及びＣ２、Ｃ４〜Ｃ１０を用いた鋼板Ｎｏ．Ａ１−ｈ１〜Ａ４−ｈ１、Ｂ１−ｈ１〜Ｂ６−ｈ１及びＣ２、Ｃ４−ｈ１〜Ｃ１０−ｈ１では、介在物の形態が十分に制御されているため、伸び及び穴拡げ性が十分であった。
【手続補正３５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３６
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正３６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３７
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正３７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３８
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正３８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２３９
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正３９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０２４０
【補正方法】削除
【補正の内容】
【国際調査報告】
2011142356.tif 000028
2011142356.tif 000029
2011142356.tif 000030
2011142356.tif 000031